CN108060355A

CN108060355A - 一种钢材料及其制备方法

Info

Publication number: CN108060355A
Application number: CN201711180890.9A
Authority: CN
Inventors: 易红亮; 赵飞宇; 王国栋
Original assignee: Northeastern University China
Current assignee: Northeastern University China
Priority date: 2017-11-23
Filing date: 2017-11-23
Publication date: 2018-05-22
Anticipated expiration: 2037-11-23
Also published as: CN108060355B

Abstract

本发明提供一种钢材料及其制备方法，以重量计包括以下成分：0.4％‑0.65％的C、2.0％‑4.5％的Mn、2.01％‑3.0％的Al、Fe和不可避免的杂质。通过添加特定含量的C、Mn和Al元素，以及采用特定的制备工艺，能够获得具有优异的力学性能和轻量化的钢材料，并且工艺简单、耗时短，能够适用于大规模的工业化生产。

Description

一种钢材料及其制备方法

技术领域

本发明涉及金属材料领域，具体涉及一种钢材料及其制备方法。

背景技术

近年来，伴随着汽车工业的快速发展，环境污染与能源消耗等问题日益突出。为降低CO₂、NO₂等温室气体的排放与石油等不可再生资源的消耗，在保证成车安全性的前提下，汽车轻量化成为解决上述问题的关键手段。因此有必要研究开发一种新型低合金成分贝氏体钢，使之兼具超高强塑性与大规模工业生产可行性，同时在实用性方面，使之在满足相关冷冲压成型件的成型与使用要求的同时满足节能、节材以及安全行驶等要求。

近年来，常采用热轧工艺生产贝氏体高强钢，其化学成分主要采用C-Mn-Si系或C-Mn-Si-Al系，另外还可添加一些少量的Cr、Mo、Nb、Ti和V等合金元素，以增加钢材强度。传统的热轧态超级贝氏体板钢，组织上为无碳化物贝氏体组织与残余奥氏体复合组织，综合力学性能良好，但是在制备过程中需要在盐浴中进行几天或几周的等温转变，生产成本很高，不利于汽车工业的大规模生产。

另外，虽然C-Mn-Si系贝氏体钢是一种较为经济的成分体系，但是，由于其中含有较高含量的硅元素，导致钢材的产品表面质量通常不好，同时，由于高硅的固溶强化作用，一方面使得钢材的贝氏体基体强度过高，从而导致其与残余奥氏体之间的相变协同性很差，另一方面使得残余奥氏体的体积分数不高，从而导致整体试验钢材的延伸性能不佳。

目前，通过热轧或冷轧方式研究或生产的工业化汽车用微合金化贝氏体钢，其抗拉强度和延伸率仍不能达到理想的效果，因而限制了其在实际生产中的应用。此外，可通过添加贵金属元素、调节制备工艺等方法来改善钢材的力学性能，但是这些方法仍存在成本高、操作复杂，不适于工业化生产等缺点。

发明内容

鉴于上述现有技术中存在的问题，本发明的目的在于提供一种钢材料及其制备方法，通过添加特定含量的C、Mn和Al元素，以及采用特定的热处理工艺，能够获得具有优异的力学性能和轻量化的钢材料，并且工艺简单、耗时短，能够适用于大规模的工业化生产。

本发明一方面提供一种钢材料，以重量计包括以下成分：0.4％-0.65％的C、2.0％-4.5％的Mn、2.01％-3.0％的Al、Fe和不可避免的杂质，所述钢材料的屈服强度在800MPa以上，抗拉强度在1000MPa以上，延伸率在30％以上。优选的，所述钢材料的屈服强度为800MPa-1000MPa，抗拉强度为1000MPa-1200MPa，屈服强度和抗拉强度的比值在0.70-0.85之间。

本发明的钢材料通过含有0.4wt％-0.65wt％的C，能够通过贝氏体相变，获得大量的稳定的残余奥氏体组织(薄膜状或板条状的残余奥氏体组织)，因而能够保障钢材料的延伸性能和强度。当C元素的含量低于0.4wt％时，容易导致贝氏体黏连而恶化力学性能，且最终得到的钢材料中稳定的残余奥氏体组织的体积份数在20％以下，从而不能获得本发明的钢材料的力学性能。从进一步提高韧性的观点出发，C元素的添加量优选在0.45wt％以上。另一方面，当C元素的含量高于0.65wt％时，容易导致贝氏体相变量降低，从而形成块状的残余奥氏体组织，不利于提高钢材料的延伸性能，同时也增加贝氏体铁素体等温转变所需要的时间，不利于大规模工业化生产。从进一步保障延伸性能和适宜的强度的观点出发，C元素的添加量优选在0.55wt％以下。

本发明的钢材料通过含有2.0wt％-4.5wt％的Mn，Mn是奥氏体稳定元素，有利于稳定残余奥氏体组织，可延迟贝氏体相变时间，而Al元素的添加会加速贝氏体相变，本发明通过适量的Mn元素的添加，恰好可调控贝氏体相变程度和时间，使其与本发明的制备工艺一致，可在实际钢铁热轧生产的卷曲过程中实现所需贝氏体相变，以获得所需组织，达到本发明的优异的力学性能；此外，Mn的添加还有利于抑制恶化力学性能的贝氏体黏连。当Mn元素的含量低于2.0wt％时，钢材料中的残余奥氏体组织部分分解为马氏体并形成马奥岛组织，导致钢材料的塑性和韧性等加工性能劣化。从进一步稳定残余奥氏体组织的观点出发，Mn元素的添加量优选在2.5wt％以上。另一方面，当Mn元素的含量高于4.5wt％时，使得贝氏体铁素体转变时间过长，不适于工业化生产，同时增加合金成本与生产成本。从获得更适宜的贝氏体铁素体转变时间和节约成本的观点出发，Mn元素的添加量优选在3.5wt％以下。

本发明的钢材料通过含有2.01wt％-3.0wt％的Al，Al元素可以抑制碳转变成碳化物，并且能够使贝氏体相变期间所产生的过量的碳进入到残余奥氏体内，从而提高残余奥氏体组织中的碳含量，有利于生成稳定的残余奥氏体组织，从而提高延伸性能。另一方面，上述特定含量的Al还能够有效地增加贝氏体铁素体的形核能力，缩短贝氏体铁素体的转化时间，提高工业上的应用性。当Al元素的含量低于2.01wt％时，可能出现碳化物或渗碳体的析出，影响钢材料的延伸性能。从进一步改善钢材料的延伸性能的观点出发，Al元素的添加量优选在2.05wt％以上。但是，当Al元素的含量高于3.0wt％时，将会增加连铸的难度，增加设备维护的成本。从这一观点出发，Al元素的添加量优选在2.5wt％以下。

此外，通过进一步含有0.001wt％-1.5wt％的Si，也可以抑制碳化物的形成。但Si元素的添加会延长贝氏体铁素体的转化时间、恶化钢的表面性能，还会导致钢的过热敏感性、裂纹和脱碳倾向性增大，因此不优选。但是，Al元素的固溶强化能力不及Si元素，本发明通过以特定含量的C元素和Mn元素与Al配合，能够补偿Al元素的这一缺陷。

在本发明的一个优选的实施方式中，所述钢材料以重量计还包括：0.001％-1.0％的Mo、0.001％-3.0％的Cr、0.001％-0.2％的Ti、0.001％-0.2％的Nb、0.001％-0.2％的V、0.001％-2.0％的Cu、0.001％-3.0％的Ni和0.0001％-0.005％的B中的至少一种。

在本发明中，通过进一步含有0.001wt％-1.0wt％的Mo元素，可以增加钢材料的淬透性，有效控制奥氏体晶粒尺寸，延缓碳化物的析出，有效降低奥氏体化温度，同时抑制先共析铁素体析出，降低贝氏体铁素体开始转变温度，还可以起到固溶强化作用，而且此范围内的Mo不易形成氧化物，从而影响热镀锌处理，并可在一定程度上起到替代Si元素的作用。

在本发明中，通过进一步含有0.001wt％-3.0wt％以上的Cr元素，可以改善钢材料的抗腐蚀和抗氧化的能力，增强钢材料的淬透性，提升钢材料的强度和硬度。但是，当Cr元素的添加量高于3.0wt％时，易于形成强碳化物，不利于提高钢材的塑性，因此，Cr元素的添加量在3.0wt％以下为宜。

在本发明中，通过进一步含有0.001wt％-0.2wt％的Ti、Nb和V元素，能使钢材料的晶粒细化、强度升高，从而获得良好的热处理特性。但是，当Ti、Nb和V元素的含量在0.2wt％以上时，则会增加不必要的成本，因此，从节约成本的角度出发，Ti、Nb和V元素的添加量优选为0.1wt％以下。

在本发明中，通过进一步含有0.001wt％-2.0wt％的Cu元素，能够起到增强钢材料的强度、抑制碳化物的析出，促进贝氏体铁素体组织的形核与长大的作用。当Cu元素的添加量超过2.0wt％时，可能导致加工性劣化以及不必要的成本增加，因此，Cu元素的添加量在2.0wt％以下时为好。

在本发明中，通过进一步含有0.001wt％-3.0wt％的Ni元素，可以扩大奥氏体相区，提升碳在奥氏体中的扩散速度，抑制碳化物的析出，有效增加残余奥氏体的热稳定性，提升室温条件下残余奥氏体的体积分数，以及以固溶强化的方式提升钢材料的屈服强度与抗拉强度。

在本发明中，通过进一步含有0.0001wt％-0.005wt％的B元素，可以使其吸附在晶界上并填充了缺陷，降低了晶界能，从而增加了奥氏体转化过程中，阻碍了铁素体在晶界处的成核，从而使得奥氏体稳定性增加，进而提高了淬透性。

在本发明的一个优选的实施方式中，所述钢材料的微观组织以体积百分数计，包括：20％-50％的残余奥氏体，50％-80％的贝氏体铁素体以及10％以下的其他组织。优选地，包括：40％-50％的残余奥氏体组织和50％-60％的贝氏体铁素体组织。

本申请的发明人经研究发现，以上述特定比例构成的钢材料的微观组织能够最大限度的发挥残余奥氏体和贝氏体铁素体之间的协同作用，获得兼具优异的强度和延伸性能的钢材料。当残余奥氏体组织的体积分数低于20％时，则不利于改善钢板的延伸性能。但是，当残余奥氏体组织的体积分数高于50％时，则会导致残余奥氏体组织中含有较多粗大的块状组织，在拉伸变形或碰撞变形的初期，这些块状组织就相变为高硬度和高脆性的马奥岛块状组织，也不利于钢材料获得超高的延伸性。

根据本发明，所述残余奥氏体组织包括板条状奥氏体组织、薄膜状奥氏体组织和块状奥氏体组织。其中，板条状残余奥氏体组织和薄膜状残余奥氏体组织的厚度在2nm-200nm之间，优选为10nm-50nm之间，为稳定的残余奥氏体组织；块状奥氏体组织的三维方向尺寸在1000nm-3000nm之间，为亚稳定的残余奥氏体组织。其中，板条状奥氏体组织和薄膜状奥氏体组织，有利于提高钢材料的延伸性能，并能够阻碍裂纹的扩展，可大幅提高钢材料的强塑积。而块状的残余奥氏体组织极易在拉伸变形或碰撞变形的初期就相变为马氏体组织，因而不利于改善钢材料的延伸性能。因此，优选地，通过将残余奥氏体组织中块状奥氏体组织的体积份数控制为低于12％，从而改善钢材料的延伸性能。

根据本发明，所述贝氏体铁素体一般为板条状或薄膜状，厚度为10nm-1200nm，优选为10nm-800nm。

根据本发明，所述其它组织为多边形铁素体、马氏体和碳化物中的至少一种，这些组织不利于改善钢材料的延伸性能，因此优选地，在本发明所述的钢材料中不含有其它组织。

本发明另一方面提供一种上述钢材料的制备方法，包括：

制备以重量计包括上述各成分的钢板；

对所述钢板进行终轧温度在850℃-950℃的多道次热轧处理；

以第一冷却速率对钢板进行第一冷却处理，以使钢板温度下降至350℃-450℃，并进行第一保温处理；以及

对钢板进行第二冷却处理，使其温度降至室温，制得所述钢材料。

根据本发明，所述钢板可以为铸坯或钢锭，铸坯可直接进行热轧处理，而钢锭在进行热轧处理前，优选进行均质处理，所述均质处理具体的可列举为将钢锭加热到1150℃-1200℃后，保温40min-300min。

根据本发明，所述多道次热轧处理，道次的数量没有特别限定，从操作成本的观点出发，优选为进行3-5道次的热轧处理，具体地可列举为，依次进行温度为1150℃-1200℃的第一道次热轧处理、温度为950℃-1100℃的第二道次热轧处理、以及终轧温度为850℃-950℃的末次热轧处理。通过将终轧温度控制在850℃-950℃，能够有效地细化奥氏体晶粒，并使之得以保留，从而达到细化奥氏体晶粒、提高钢板塑性的作用。当终扎温度在850℃以下时，钢板不能完全奥氏体化。另一方面，当终扎温度在950℃以上时，进入奥氏体再结晶区，导致奥氏体晶粒继续生长变大，不利于提高钢材料的塑性。

在本发明的一个优选的实施方式中，所述第一冷却速率为1℃/s以上，优选为5℃/s以上，更优选为10℃/s以上。

根据本发明，通过进行第一冷却处理以及第一保温处理，能够使奥氏体组织部分相变为贝氏体铁素体，在此过程中，由于以适宜的第一冷却速率进行第一冷却处理，以及以适宜的温度和时间进行的第一保温处理，能够减少或避免奥氏体组织相变为不期望的其他组织，从而形成仅具有残余奥氏体组织和贝氏体铁素体组织的微观组织结构的钢材料。这样的钢材料在后续的使用中，基于贝氏体铁素体的微观组织而表现出优异的强度，当受到外部应力变形后，能够逐步地激发残余奥氏体组织发生相变诱导塑性(TransformationInduced Plasticity，TRIP)效应，使其相变为马氏体组织，从而表现出良好的延伸性能。

另外，在第一保温处理的过程中，不稳定的块状残余奥氏体组织分解，生成稳定的板条状/薄膜状残余奥氏体组织，同时贝氏体铁素体中饱和的碳元素进一步扩散到新生成的板条状/薄膜状残余奥氏体组织中，提高了残余奥氏体组织的稳定性，使得大量稳定的板条状/薄膜状残余奥氏体组织得以保留，有利于提高钢材料的延伸性能。

在本发明的另一个优选的实施方式中，所述第二冷却处理包括以第二冷却速率使钢板温度下降至200℃-349℃，并在该温度下进行第二保温处理，然后冷却至室温。

根据本发明，通过分阶段的进行第二冷却处理能够实现多步贝氏体铁素体转变，在此过程中，贝氏体铁素体中饱和的碳元素能够更加充分地扩散到残余奥氏体组织中，使残余奥氏体组织的稳定性进一步提高，其结果是，钢材料的延伸性能得到进一步改善。

根据本发明，冷却处理的方式没有特别限制，可采用本领域常规的能够实现上述冷却速率的冷却方式，可列举为空冷、水冷、坑冷、可调控冷却速率的罩冷等。

在本发明的另一个优选的实施方式中，所述第一保温处理的保温时间为15min-60min，优选为30min-60min；所述第二保温处理的时间为10min-3000min。

在本发明的另一个更优选的实施方式中，所述第二冷却速率小于第一冷却速率，优选为0.001℃/s-0.01℃/s。

在本发明的另一个优选的实施方式中，在所述第一保温处理的同时，对钢板进行卷曲处理。实际工业生产中，将第一保温处理和钢板的卷曲处理同时进行，这样操作一方面贴合工业路径，能够节约制备时间，另一方面，卷曲后的钢板热扩散较慢，有利于更经济地实现保温处理。

应当注意的是，本发明所述的钢材料，其形状不受限制，可列举为板材、管材、线材、铸锭或其它可应用的形状。其应用也不受限制，可列举为汽车大梁、汽车安全结构件、增强结构件、高强韧汽车结构件、汽车车轮和铁道钢轨等。

本发明的钢材料，无需生成需要精细温度控制的共析铁素体组织以提高塑性，能耗更低，微观组织更为均匀，能实现较高的强度和延伸性能，例如，屈服强度在800MPa以上，抗拉强度在1000MPa以上，延伸率在30％以上，常温冲击功达到30J以上。另外，本发明的制备方法贴合工业路径，无需进行冷轧，仅通过冷却处理即可获得良好的力学性能，成本更低，能耗更小，工业实用性更强。

附图说明

图1示出了本发明的实施例1的钢材料的显微组织照片。

图2示出了本发明的实施例3的钢材料的显微组织照片。

图3示出了本发明的实施例4的钢材料的显微组织照片。

图4示出了本发明的对比例1的钢材料的显微组织照片。

图5示出了本发明的对比例5的钢材料的显微组织照片。

图6示出了本发明的实施例1的钢材料的应力应变曲线。

图7示出了本发明的实施例3的钢材料的应力应变曲线。

图8示出了本发明的实施例4的钢材料的应力应变曲线。

具体实施方式

以下通过实施例对本发明进行详细说明，但本发明的保护范围并不限于下述说明。

在以下实施例和对比例中，根据美国标准ASTM A370-07a(标距50mm)测试待测试样的性能。

其中，对屈服强度(YS)、抗拉强度(TS)和延伸率(TE)进行测试时，采用拉伸速度为3mm/min的慢速拉伸。

对V型口冲击功(Ak)进行测试时，采用摆锤冲击试验进行测试，其中，待测冲击试样的尺寸为10mm×10mm×55mm，并具有V型缺口，Ak表示室温下测定的冲击功，Ak(-40℃)表示在-40℃下测定的冲击功。

采用X射线衍射(X-ray diffraction，XRD)和描图法相结合的方法对待测试样的微观形貌进行表征。具体地，采用XRD测量待测试样中残余奥氏体组织和贝氏体铁素体组织的体积份数，马奥岛组织和贝氏体铁素体组织在XRD测试结果上均表现为贝氏体铁素体组织，因此通过描图法进一步确认马奥岛组织的体积份数，并从XRD测得的贝氏体铁素体组织的体积份数的数值中去除。另外，也通过描图法表征待测试样中块状残余奥氏体组织的体积分数。

描图法具体的可描述为，获取待测样品的30个不同位置的扫描电子显微镜(Scanning Electron Microscope，SEM)图片，对SEM图片中的块状残余奥氏体组织或马奥岛组织进行标记，并统计其占SEM图片总面积的百分比，取平均值，作为块状残余奥氏体组织或马奥岛组织的体积份数。

实施例1

按照表1所示的配比准备原料(余量为铁及不可避免的杂质，表1中未示出)，制作成钢锭，并按照表2的工艺参数制备钢材料。

将钢锭加热到1200℃后，保温40min，完成均质处理，制得钢板。

以离线处理的方式进行下述热处理和冷却处理，具体地，

将钢板进行温度为1200℃的第一道次热轧处理和温度为1100℃的第二道次热轧处理，在850℃的终轧温度下对所述钢板进行末次热轧处理。将完成热轧处理的钢板进行第一冷却速率为5℃/s的水冷处理，使钢板温度下降至400℃，并在此温度下保温1h。之后以0.001℃/s的第二冷却速率对保温后的钢板进行坑冷处理，使其温度下降至300℃，并保温5h，然后空冷至室温，制得钢材料，样品编号为HRB3-1。其微观组织如图1所示，其应力应变曲线如图6所示。其Ak为39.5J，Ak(-40℃)为21.3J。其性能测试结果示于表3中。

实施例2

按照表1所示的配比制作钢锭，之后按照与实施例1相同的方式制备钢材料，不同之处在于，末次热轧处理的终轧温度为900℃；第一冷却速率为10℃/s，第二冷却速率为0.01℃/s。样品编号为HRB3-2。其Ak为30.2J，Ak(-40℃)为18.5J。其性能测试结果示于表3中。

实施例3

按照表1所示的配比准备原料，制作成钢锭，并按照表2的工艺参数制备钢材料。

将钢锭加热到1150℃后，保温40min，完成均质处理，制得钢板。

以在线处理的方式进行下述热处理和冷却处理，具体地，

将钢板进行温度为1150℃的第一道次热轧处理、温度为1100℃的第二道次热轧处理、在950℃的终轧温度下对所述钢板进行末次热轧处理。将完成热轧处理的钢板进行冷却速率为15℃/s的水冷处理，使钢板温度下降至450℃，并在此温度下对钢板进行卷曲处理，之后将卷曲后的钢卷空冷至室温，制得钢材料，样品编号为HRB3-3。其微观组织如图2所示，其应力应变曲线如图7所示。其Ak为40.5J，Ak(-40℃)为22.8J。其性能测试结果示于表3中。

实施例4

按照表1所示的配比准备原料，制作成钢锭。之后按照与实施例1相同的方式制备钢材料。样品编号为HRB3-4。其微观组织如图3所示，其应力应变曲线如图8所示。其Ak为32.5J，Ak(-40℃)为24.1J。其性能测试结果示于表3中。

对比例1

按照表1所示的配比制作钢锭，之后按照与实施例1相同的方式制备钢材料，具体的热处理的工艺参数示于表2。制得的钢材料的样品编号为DB-HRB3-1。其微观组织如图4所示。其性能测试结果示于表3中。

对比例2

按照表1所示的配比制作钢锭，之后按照与实施例1相同的方式制备钢材料，具体的热处理的工艺参数示于表2。制得的钢材料的样品编号为DB-HRB3-2。其微观组织如图5所示。其性能测试结果示于表3中。

对比例3

按照表1所示的配比制作钢锭，之后按照与实施例1相同的方式制备钢材料，具体的热处理的工艺参数示于表2。制得的钢材料的样品编号为DB-HRB3-3。其性能测试结果示于表3中。

对比例4

按照表1所示的配比制作钢锭，之后按照与实施例1相同的方式制备钢材料，具体的热处理的工艺参数示于表2。制得的钢材料的样品编号为DB-HRB3-4。其性能测试结果示于表3中。

对比例5

按照表1所示的配比制作钢锭，之后按照与实施例1相同的方式制备钢材料，具体的热处理的工艺参数示于表2。不同之处在于，在冷却过程中，未进行任何保温处理。样品编号为DB-HRB3-5。其性能测试结果示于表3中。

表1钢材料的原料配比(单位：质量份数)

注：表1中的“-”表示不含有其他组分。

表2钢材料的热处理工艺参数

注：表2中的“-”表示未进行相关处理。

表3

注：在表3中，“残余奥氏体”、“贝氏体铁素体”和“块状残余奥氏体”的体积百分数均以微观组织的总体积为100％计。

结合表3及图1-5可知，本发明的钢材料中残余奥氏体组织的体积份数达到40％以上，赋予钢材料优异的延伸性能。进一步的，残余奥氏体组织中的块状残余奥氏体组织的的比例较低，因而表现出良好的稳定性。同时，未产生马奥岛等不期望的其它组织。相比之下，对比例所制备的钢材料，由于残余奥氏体组织的含量较低，延展性能较差。尤其是，Al含量过高的DB-HRB3-1钢材料和未进行保温处理的DB-HRB3-5钢材料还产生了马奥岛等不期望的其它组织。

另外，结合表3及图6-8可知，本发明的钢材料的屈服强度在800MPa-1000MPa，抗拉强度在1000MPa-1200MPa，屈服强度和抗拉强度的比值在0.70-0.85之间，并且同时延伸率达到30％以上。相比之下，对比例所制备的钢材料，则表现出无法同时实现上述优异的力学性能。具体来说，DB-HRB3-1钢材料的屈服强度和抗拉强度过高，使钢材料的冷冲压成型性较差，成型设备的使用寿命降低；而DB-HRB3-2钢材料的屈服强度和抗拉强度过低，不能满足钢材料的在实际应用中的基本要求，不具有工业可实施性；DB-HRB3-3、DB-HRB3-4和DB-HRB3-5的钢材料，虽然屈服强度和抗拉强度与本申请接近，但延伸性能较差。

应当注意的是，以上所述的实施例仅用于解释本发明，并不构成对本发明的任何限制。通过参照典型实施例对本发明进行了描述，但应当理解为其中所用的词语为描述性和解释性词汇，而不是限定性词汇。可以按规定在本发明权利要求的范围内对本发明作出修改，以及在不背离本发明的范围和精神内对本发明进行修订。尽管其中描述的本发明涉及特定的方法、材料和实施例，但是并不意味着本发明限于其中公开的特定例，相反，本发明可扩展至其他所有具有相同功能的方法和应用。

Claims

1.一种钢材料，其特征在于，以重量计包括以下成分：0.4％-0.65％的C、2.0％-4.5％的Mn、2.01％-3.0％的Al、Fe和不可避免的杂质；

所述钢材料的屈服强度在800MPa以上，抗拉强度在1000MPa以上，延伸率在30％以上。

2.根据权利要求1所述的钢材料，其特征在于，以重量计包括以下成分：0.45％-0.55％的C、2.5％-3.5％的Mn、2.05％-2.5％的Al、Fe和不可避免的杂质。

3.根据权利要求1所述的钢材料，其特征在于，所述钢材料以重量计还包括以下成分：0.00％1-1.0％的Mo、0.001％-3.0％的Cr、0.001％-0.2％的Ti、0.001％-0.2％的Nb、0.001％-0.2％的V、0.001％-2.0％的Cu、0.001％-3.0％的Ni和0.0001％-0.005％的B中的至少一种。

4.根据权利要求1所述的钢材料，其特征在于，所述钢材料的微观组织以体积百分数计，包括：20％-50％的残余奥氏体，50％-80％的贝氏体铁素体以及10％以下的其他组织。

5.根据权利要求1-4任一项所述的钢材料的制备方法，包括：

制备以重量计包括权利要求1-3中任一项所述各成分的钢板；

对所述钢板进行终轧温度在850℃-950℃的多道次热轧处理；

6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述第一冷却速率为1℃/s以上，优选为5℃/s以上，更优选为10℃/s以上。

7.根据权利要求5-6所述的制备方法，其特征在于，所述第二冷却处理包括以第二冷却速率使钢板温度下降至200℃-300℃，并在该温度下进行第二保温处理，然后冷却至室温。

8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述第一保温处理的保温时间为15min-60min，优选为30min-60min；所述第二保温处理的时间为10min-3000min。

9.根据权利要求7或8所述的制备方法，其特征在于，所述第二冷却速率小于第一冷却速率，优选为0.001℃/s-0.01℃/s。

10.根据权利要求5-9中任一项所述的制备方法，其特征在于，在所述第一保温处理的同时，对钢板进行卷曲处理。